A visszaszórt elektrondiffrakció alkalmazása az anyagvizsgálatban Bevezetés Szabó Péter János BME Anyagtudomány és Technológia Tanszék 1111 Budapest, Goldmann tér 3., V2/153. szpj@eik.bme.hu Hagyományos technikai anyagaink nagy része polikristályos fém, azaz olyan térfogatrészek (szemcsék) építik fel, melyeken belül a kristálytani szerkezet (a kristályhibáktól eltekintve) azonos. Ezek mérete a néhány mikrométertől a néhány száz mikrométerig terjed, emiatt bizonyos tulajdonságaik mikroszkópos, illetve elektronmikroszkópos technikákkal vizsgálhatók. A szemcsét felépítő kristálytani rend és a test makroszkopikus kiterjedése közti geometriai kapcsolatot szemcseorientációnak hívjuk. Hosszú ideje tudjuk, hogy az anyag makroszkopikus mechanikai (szilárdsági, alakváltozási, keménységi) tulajdonságai és a szemcseorientáció között szoros kapcsolat áll fenn. Az utóbbi évek kutatási eredményei alapján az is világossá vált, hogy a két szemcsét elválasztó szemcsehatár minősége döntő hatással van (elsősorban) a korróziós, kúszási és precipitációs tulajdonságokra [1]. Noha a szemcsehatár közvetlenül csak nagyon nehezen vizsgálható (pl. atomerő-mikroszkóp segítségével), tulajdonságaira mégis következtethetünk, ha az általa elválasztott két szemcse egymáshoz képesti orientációját ismerjük. Ezt a mennyiséget elorientáltságnak (misorientation) nevezzük, és többféleképpen meghatározhatjuk. A szemcseorientáció meghatározásának legelterjedtebb módja a transzmissziós elektronmikroszkópos (TEM) vizsgálat. Ennek során egy kiválasztott területről (kihasználva a TEM kettős működését, hogy ti. egyidejűleg képes nagy nagyítású képek előállítására, és az adott terület elektrondiffrakciós vizsgálatára) elektrondiffrakciós felvételt készítünk, és azt kiértékeljük [2]. Az 1. ábrán egy 15Mo3 típusú ferrites melegszilárd acél TEM-képe (1.a. ábra) és az egyik szemcséjéről készült elektrondiffrakciós fotó (1.b. ábra) látható. A transzmissziós elektronmikroszkópos vizsgálatok legnagyobb hátránya a bonyolult mintaelőkészítés. Fémes anyagainkat legalább 2 nm-re el kell vékonyítanunk [3], ráadásul nem lehetünk abban biztosak, hogy ez az elvékonyítás a minta mely részén valósul meg (pl. jet vagy double-jet módszer esetén). Jellemző adat, hogy a minta kimunkálásától a megfelelően vékony minta előállításáig esetleg fél napos idő- és munkabefektetés is szükséges lehet. Ezzel együtt mind a mai napig a TEM a legütőképesebb módszer a kristályos anyagok mikroszerkezeti vizsgálata terén.
a.) 1. ábra 15Mo3 típusú acél TEM-képe (a.), és a világos szemcse elektrondiffrakciós ábrája ( A visszaszórt elektrondiffrakció (EBSD) működése Az egyedi szemcseorientáció meghatározása a pásztázó elektronmikroszkópban (Scanning Electron Microscope, SEM) 1973-ban sikerült először [4]. 1987-ben alkalmazták először az on-line indexelési technikát [5], amelynek segítségével a pásztázó elektronnyaláb által besugárzott térfogat orientációját a pásztázás sebességével összemérhető gyorsasággal tudták meghatározni. A vizsgálat a visszaszórt elektrondiffrakción (Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) alapul. A primer elektronnyaláb útjában elhelyezett mintában a primer elektronok rugalmatlan szóródást szenvednek, majd ezek a rugalmatlanul szórt elektronok az egyes kristálytani síkokon rugalmas, a Bragg-feltételnek megfelelő újabb szóródáson mennek keresztül. Ez utóbbi diffrakció eredményeképpen az elektronok a kristálytani síkról egy kúppalást mentén szóródnak (1. ábra), és ennek a kúppalástnak, valamint egy alkalmas helyen elhelyezett felfogó ernyőnek a metszés-síkjában egy jellegzetes vonalas rajzolat, az ún. Kikuchi-ábra alakul ki (2. a. ábra) [6].
a.) 1. ábra A Kikuchi-vonalak keletkezése (a.) ill. a mérési elrendezés ( A vonalak elhelyezkedéséből a vizsgált pont (illetve annak környezetének) kristálytani szerkezete és orientációja meghatározható, azaz a Kikuchi-ábra azonosítható és indexelhető (2. b. ábra). a.) 2. ábra Kikuchi-vonalak (a) és indexelésük (b)
Az EBSD-vizsgálat laterális felbontóképessége kb..5 µm. A mérés sebességére jellemző, hogy egy mérési pontról a Kikuchi-ábra felvétele, a vonalak azonosítása, majd az orientáció meghatározása (optimálisan előkészített minta esetén) kb..1 másodperc alatt megtörténik. Orientáció meghatározás A minta egy pontjának orientációját többféleképpen is megadhatjuk, de minden esetben azt az információt kell meghatároznunk, hogy a test makroszkopikus kiterjedéséhez képest a kristályrács hogyan helyezkedik el. Egy 3. pontból álló orientációs térkép (melynek elkészítése nagyjából 5 percet vesz igénybe) látható a 3. ábrán. Az egyes mérési pontok orientáció-megadása az inverz pólusábra egységháromszögének színkódolásával történik. Az inverz pólusábra azt mutatja meg, hogy a próbatest makroszkopikus felületének normálisa milyen kristálytani iránynak felel meg. a.) 3. ábra Ferrites acél minta orientációs térképe (a) és az inverz pólusábra egységháromszögének színkódolása (b)
Érdemes megfigyelni az ábrán, hogy egy szemcsén belül is tapasztalhatunk színárnyalateltérést, azaz lokális orientáció-változást. Ennek az az oka, hogy az adott szemcse deformált, vagyis pl. szubszemcse-szerkezet alakult ki benne. Fázisok azonosítása Ha ismerjük a mintában előforduló lehetséges fázisokat, akkor azok azonosítása is lehetséges az EBSD-vel a kristályszerkezet alapján. A 4. ábrán egy duplex acél fázistérképét láthatjuk, ahol az egyes pontokhoz tartozó fázisokat ugyancsak színkódokkal adhatjuk meg. 4. ábra Duplex acél fázistérképe. Az A -val jelölt tartományok austenitesek, az F -fel jelöltek ferritesek, az S -sel jelöltek pedig a tetragonális σ-fázishoz tartoznak. Érdekes lehetőség az egyes fázisok közötti orientációs kapcsolat meghatározása. Példaként említsük meg a 4. ábrán látható felületen középpontos köbös rácsú austenit és a tetragonális σ-fázis közötti összefüggést. Ideális esetben az említett fázisok közötti kapcsolatot a legkisebb rácstorzulással járó Nenno-féle összefüggés írja le: ( ) γ ( 1) σ 111 és [ 11] γ [ 11] σ A duplex acélokban végbemenő ferritbomlás (δ γ + σ) során azonban az egyre növekvő méretű σ kiválások és a keletkező austenit közötti orientációs viszony egyre jobban eltér az ideálistól [7].
Deformációs állapot vizsgálata Az EBSD-vizsgálat alkalmas arra is, hogy egy szemcsén belül a deformációs állapotról felvilágosítást kapjunk. Ha a vizsgált kristályrács deformált, akkor az elektrondiffrakció nem egy meghatározott szögnél, hanem egy szögtartományon belül történik, aminek eredményeképpen a Kikuchi-vonalak elmosódottabbak lesznek. Egy -255-ig terjedő skálán értékelve a Kikuchi-ábra minőségét az ún. képminőség-értékhez jutunk (image quality, IQ, 5. ábra), amelyekből ugyancsak térkép szerkeszthető, ha a megfelelő képpontok helyére a képminőségnek megfelelő szürkeségi fokú pixel kerül (6.a. ábra). IQ=113 IQ=47 a.) 5. ábra A Kikuchi-ábra minősége a deformáció függvényében A képminőség-térkép nagyon hasonlít egy elektronmikroszkópos felvételhez, de felépítése teljesen más. Az egyes képpontok szürkeségi fokát ugyanis az abban a pontban detektálható Kikuchi-ábra minősége adja meg. Ezzel a módszerrel a gyengébben és az erősebben deformált részek akár egy szemcsén belül is jól elkülöníthetők.
1 1 9 8 Pixel (d 15 3 45 6 75 9 15 12 135 15 165 18 195 21 225 24 255 a.) 6. ábra 4%-os húzásnak kitett ferrites acél IQ-térképe (a), és a térkép alapján meghatározható szürkeségi hisztogram (b) A képminőség-térkép alapján meghatározhatjuk a vizsgált tartomány szürkeségi hisztogramját (6.b. ábra), amelynek segítségével a minta előzetes deformációjának minőségére következthethetünk. Sajnos egyelőre ebből az adathalmazból kvantitatív eredmény nem számítható, de mindenesetre érdekes megfigyelni a szürkeségi hisztogram változását az alakítás függvényében. A 7. ábrán egy ferrites acél minta alakítás utáni szürkeségi hisztogramjai láthatók (a-tól f-ig az alakváltozás rendre, 5, 1, 2, 3 és4%-os volt) [8]. Megfigyelhető, hogy a hisztogramok középértékei csökkennek (hiszen a növekvő deformáció következtében a pixelek egyre nagyobb hányadából kapunk gyenge minőségű Kikuchi-ábrát), a hisztogram-görbék ellaposodnak, valamint az, hogy közepes deformációk esetén (7.b. és 7.c. ábra) a hisztogramok a középérték körül erős fluktuációt mutatnak, ami arra utal, hogy egyes szemcsék csak kevésbé, mások erősebben deformálódtak, a Schmidt-faktornak megfelelően. Detektált % (N=x) Detektált 5% (N=x) Pixel (d 1 1 9 8 Pixel (d 1 1 9 8 15 3 45 6 75 9 15 12 135 15 165 18 195 21 225 24 255 15 3 45 6 75 9 15 12 135 15 165 18 195 21 225 24 255 a.)
Detektált 1% (N=x) Detektált 2% (N=x) Pixel (d 1 1 9 8 15 3 45 6 75 9 15 12 135 15 165 18 195 21 225 24 255 Pixel (d 1 9 8 15 3 45 6 75 9 15 12 135 15 165 18 195 21 225 24 255 c.) d.) Detektált 3% (N=x) Detektált 4% (N=x) Pixel (d 1 1 9 8 1 16 31 46 61 76 91 16 121 136 151 166 181 196 211 226 241 256 Pixel (d 1 1 9 8 15 3 45 6 75 9 15 12 135 15 165 18 195 21 225 24 255 e.) f.) 7. ábra Ferrites acél deformációja során a szürkeségi hisztogram változása. a.) eredeti állapot; 5%; c.) 1%; d.) 2%; e.) 3%, f.) 4% alakváltozás után. Kristálydeformációs információ származtatható két olyan mennyiségből, amelyet EBSD térképezéssel határozhatunk meg. Fontos megemlíteni, hogy az EBSD-vizsgálatok során a szemcse fogalma egy kissé eltér a hagyományos metallográfiában elfogadottól. A visszaszórt elektrondiffrakciós vizsgálat során a szemcsét a következőképpen határozhatjuk meg. Egy adott nxm pixeles térképezés során egy kiválasztott pixel orientációját a Kikuchi-ábrából meghatározzuk. Ezt követően a pixel szomszédjainak orientációját is kiszámítjuk, és amennyiben ezek orientációja és az előző pixel orientációja jobban eltér egymástól, mint az általunk megadott grain tolerance angle, vagyis az a maximális szögeltérés, amelynél nagyobb eltérés esetén már új szemcse részeként tekintjük a szomszédos pixelt, akkor a két pixel között szemcsehatárt tételezünk fel [9]. Az ilyen módon definiált szemcséken belül értelmezhető a grain average misorientation és a grain orientation spread mennyiség is. A grain average misorientation meghatározása úgy történik, hogy a szemcsén belül meghatározzuk minden egyes szomszédos pixel közti orientációs szögeltérést, és ezeket az értékeket a szemcsén belül kiátlagoljuk. A grain orientation spread ehhez nagyon hasonló mennyiség, azzal a különbséggel, hogy nemcsak a
szomszédos pixelek, hanem valamennyi pixel egymáshoz képesti orientáció-eltérését átlagoljuk ki. Vegyük észre, hogy az előbbi mennyiség kevésbé, az utóbbi erősebben függ a szemcse méretétől, de mindkettő a szemcsén belüli rácsdeformációt mutatja.. A 8. a. ábrán kúszatott 15Mo3 típusú acél minták grain average misorientation és grain orientation spread értéke látható a kúszási idő függvényében [1]. Megfigyelhető, hogy kb. 5 óra után a szemcséken belül mindkét mennyiség maximális-értéket ér el, majd ismét csökkenni kezd. A 8. b. ábra azt mutatja, hogy a fenti szemcsében a diszlokációk fennakadnak egy szemcsehatár-menti karbidkiválásban, így erős rácstorzulást okoznak. A jelenség egyik lehetséges magyarázata az, hogy a kúszás során a diszlokációk mozgása akadályokba (pl. karbidkiválásokba) ütközik. Ezeken az akadályokon fennakadva a diszlokációk feltorlódnak (pile-up), így növelve a szemcsén belüli rácsdeformációt. Az ezzel egyidejűleg megnövekedő belső feszültség hatására aztán a diszlokációk tovább haladnak: vagy megkerülik, vagy átvágják az akadályokat. Ekkor a szemcsén belüli rácstorzulás is csökken. 3,5 3 2,5 Fok 2 1,5 1 Grain orientation spread Grain average misorientation,5 5 15 Kúszási idő [óra] a.) 8. ábra Deformációs paraméterek (a) és diszlokációk fennakadása szemcsehatár-menti karbidon (b) Szemcsehatárok vizsgálata A legtöbb esetben a szemcsehatárok inkoherensek, azaz az őket felépítő atomok gyakorlatilag egyik szemcséhez sem tartoznak. Ezek az atomok ennélfogva magasabb energiaszinten vannak, a szemcsehatár maga pedig kristályhibaként fogható fel. Egy ilyen határról kapott
Kikuchi-vonalak annyira szétszórtak, diffúzak, hogy kiértékelésük gyakorlatilag lehetetlen. Emiatt az EBSD-technika a szemcsehatárok közvetlen megfigyelését nem teszi lehetővé. Egy térképezés során a szemcsehatárok feketék lesznek, azaz a szemcsehatár pixeleinek orientációja nem határozható meg. Ez már önmagában információ, hiszen fekete vonalakkal határolt tartományokat láthatunk a mérés eredményeképpen, így a szemcseméret, szemcseméret-eloszlás ill. a szemcsék alakja meghatározható. Többlet-információ abból származik, hogy a szemcsehatár által elválasztott két térfogatrész (a két szemcse) orientációját az EBSD segítségével nagy pontossággal meghatározhatjuk, és így a köztük lévő határ geometriai tulajdonságait kiszámíthatjuk. Ha két, egymással szomszédos kristályrácsot képzeletben úgy folytatunk, hogy egymásba érjenek, akkor előfordulhat, hogy egyes atomok mindkét rács részei lesznek. Ha ezeket az atomokat egy új kristályrácsnak tekintjük, akkor az ún. Coincide Site Lattice-hoz, CSL-hez jutunk [11]. A két szemcsét ebben az esetben ennek a CSL-nek egy adott kristálytani síkja választja el egymástól. 9. ábra CSL-ek sematikus ábrázolása. A két rács közötti közös pontok hányada rendre 1/5, 1/13, 1/17 és 1/25
A CSL-eket az ún. Σ-értékkel jellemezhetjük, amely azt mutatja, hogy az eredeti kristályrács atomjainak hányadrésze vesz részt a CSL felépítésében (más szóval minden hányadik atom közös a két rácsban). A 9. ábrán különböző CSL-ek sematikus ábrázolása látható. Érdemes megjegyezni, hogy a felületen középpontos köbös (FKK) fémeknél létrejövő ikerhatárok Σ3 típusú CSL-határnak felelnek meg. Kutatási eredmények azt igazolják, hogy a CSL-határok speciális tulajdonságokkal rendelkeznek. Szemi-koherens jellegüknél fogva ellenállóbbak a korróziós folyamatokkal szemben, kúszásállóbbak, és itt a diffúziós folyamatok is lassabbak. Mennyiségük (vagyis az összes szemcsehatár hosszának arányában kifejezett hosszúságuk) különböző termomechanikus kezelésekkel növelhető. A 1. ábrán nikkel-alapú ötvözet kúszási görbéi láthatók. Az SA jelű ötvözetet lágyították, a CSLE ötvözeteket speciális, a CSL-ek számát növelő termo-mechanikus kezelésnek vetették alá. Jól megfigyelhető, hogy a nagyobb mennyiségű CSL-határt tartalmazó ötvözet kúszásállósága sokkal jobb, mint a zömében véletlenszerű, inkoherens szemcsehatárokat tartalmazó anyagé [12]. 1. ábra Nikkel alapú ötvözet kúszási diagramjai. A függőleges tengelyen az alakváltozás, a vízszintes tengelyen az idő (órákban kifejezve) látható
Összefoglalás Az EBSD lehetővé teszi, hogy egy mérési pont (pontosabban annak véges térfogatú környezetének) kristályszerkezetét, rácsállandóját és kristálytani orientációját meghatározzuk. A mérés sebessége olyan nagy, hogy több tízezer pontban a fenti adatokat véges idő alatt (kb. 5 perc) meghatározzuk, és ezekből grafikusan ábrázolható térképeket készítsünk. Ezekből a mérési adatokból következtethetünk a minta szemcséinek orientációjára, a szemcsék közti elorientáltságra, a szemcsehatárok tulajdonságaira, a fázisok milyenségére, ill. az egyes szemcséken belüli deformációra. A mérési adathalmazból pólusábra illetve inverz pólusábra szerkeszthető. Az így nyert információt felhasználhatjuk a tudatos anyagtervezés során, hiszen pl. megfelelő termo-mechanikus kezelés után az anyagban megjelenő speciális szemcsehatárok aránya megnövekedhet, ami különleges tulajdonságokat eredményezhet (pl. kúszás- ill. korrózióállóság). Irodalomjegyzék [1] M. Shimada, H. Kokawa, Z. J. Wang, Y. S. Sato, I. Karibe, Acta Materialia 5 (22) 2331-2341 [2] J. W. Edington: Practical Electron Microscopy in materials Science, MacMillan-Philips Technican Library, 1974. [3] B. Fultz, J. M. Howe: Transmission Electron Microscopy and Diffractometry of Materials, Springer, 22. [4] Venables and Harland, Phil. Mag. 2, 1193-12. [5] Dingley et. al., Scanning Electron Microscopy, 11, 451-456. [6] V. Randle: Microtexture Determination and Its Applications.; Bourne Press, Bournemouth, United Kingdom, 1992., 174 p. [7] T. Berecz, P. J. Szabó, Mat. Sci. Forum, 473-474 (25) 177-182 [8] P. J. Szabó, I. Szalai, Mat. Sci. Forum, 473-474 (25) 267-272 [9] A. J. Schwartz, M. Kumar, B. L. Adams, Electron Backscatter Diffraction in Materials Science, ed., Kluwer Academic/Plenum Publishers,. [1] T. Bíró, P. J. Szabó, Mat. Sci. Forum, 473-474 (25) 183-188 [11] H. K. D. Bhadesia: Worked Examples in the Geometry of Crystals, The Institute of Metals, London, 1987. [12] Was, G. S., V. Thaveepringsriporn, et al. (1998). JOM 5 (2), 44-49.